王文焱，李梓箫,刘金超，王 沛，谢敬佩，李 炎，冯 悦

(1.河南科技大学 a.材料科学与工程学院；b.有色金属新材料与先进加工技术省部共建协同创新中心，河南 洛阳 471023；2.深圳大学 机电与控制工程学院，广东 深圳 518060)

0 引言

颗粒增强铝基复合材料由于密度低、比强度和刚度高、抗磨损性能好等特点在航空、航天、建筑、交通等领域应用广泛[1-2]。常用的颗粒增强相主要有陶瓷颗粒传统金属颗粒(Ni、Cu、Ti颗粒等)[3-9]。研究发现陶瓷颗粒增强铝基复合材料存在界面相容性差、在服役过程中界面易开裂诱发材料失效等问题[10-11]；传统金属颗粒易与Al界面发生不良反应[12]，起不到强化作用。近些年，随着高熵合金(high entropy alloy, HEA)的出现，文献[13-15]在Al合金中加入高熵合金颗粒(high entropy alloy particle, HEAp)来提高Al合金的强韧性。HEA具有较高的混合熵，更容易形成随机固溶体而不是金属间化合物，并且可以对HEA的成分进行设计，从而得到想要的性能。将所需性能的HEA加入到金属中，有望得到性能优异的复合材料。因此，HEAp作为金属基复合材料中的增强相是一个非常好的选择[16-17]。

文献[18]采用浸出搅拌摩擦工艺成功地制备了AlCoCrFeNi体积分数为10%的颗粒增强5083铝基复合材料，屈服强度和极限抗拉强度相较母材均有所提高，并发现HEAp中的Cr元素向Al基体中扩散，在HEAp与Al界面处出现了明显的Cr元素富集。文献[19]通过热挤压法制备了Al3CoCrFeNi颗粒增强2024铝基复合材料，使复合材料的抗压强度提高，发现HEA内元素向铝基体发生扩散，形成了富铁第二相。文献[20]采用放电等离子烧结法(spark plasma sintering, SPS)制备了AlCoCrFeNi体积分数为5%的颗粒增强铝基复合材料，使材料的抗压强度和塑性有所提高，发现在较高的烧结温度下，HEA增强体与Al发生反应，形成了面心站晶格相的过渡层。文献[21]采用真空热压烧结法成功制备了Al0.6CoCrFeNi颗粒增强5052铝基复合材料，探究了热处理温度对HEAp与Al基体界面厚度以及材料强度和硬度的影响，发现随着热处理时间的增加，界面层厚度增加，杨氏模量和硬度也随之增大。文献[22]采用选区激光熔覆法成功制备了Al0.9CoCrFeNi颗粒增强Al-10Si-Mg基复合材料，但随着激光功率的增大，易形成硬脆的危害相(Fe-Cr σ相)。

综上所述，在之前的研究中，HEAp增强体与基体铝或铝合金之间大都发生了明显的界面反应，生成的硬脆金属间化合物成为复合材料中的危害相，导致复合材料的延伸率急剧下降，而且可能导致基体原有的耐腐蚀性、耐高温性等性能下降。因此，本文采用较低的制备温度，在450 ℃烧结和450 ℃热挤压，来控制界面反应、抑制金属间化合物的生成；选用AlCoCrFeNi颗粒(HEAp)作为增强体，AlSi12作为基体，制备了高熵合金颗粒增强AlSi12复合材料，并对复合材料微观组织结构和力学性能进行测试与分析，以求探索一种新的颗粒增强Al基复合材料的制备方法。

1 试验方法

1.1 试验材料与制备方法

采用市售的雾化法制备AlSi12合金粉末(粒径为0～45 μm，平均粒径(D50)为28.57 μm)和AlCoCrFeNi(HEA)粉末(粒径为0～25 μm，平均粒径(D50)为13.6 μm)。化学成分及元素质量分数如表1所示。

表1 AlSi12粉末和AlCoCrFeNi粉末的化学成分及元素质量分数 %

将HEA粉末按照体积分数为0%、1%、3%、5%、7%、10%分别与AlSi12合金粉末混合，在Y型混料机上进行湿法球磨，球料质量比为10∶1，转速为170 r/min，球磨时间为8 h，球磨介质为酒精。将混合均匀的粉末倒入冷等静压橡胶包套中，包套内径为60 mm，用LDJ200/600-300YS型冷等静压机进行压制，压制压力为240 MPa，保压时间15 s，得到压制成型的预制块。将预制块放入VAF-7716型真空退火炉进行烧结，以2 ℃/min的升温速度加热至烧结温度450 ℃，保温0.5 h，炉冷至室温，得到烧结态的胚料。将烧结胚采用500 t四柱油压机对烧结胚进行热挤压，热挤压温度为450 ℃，挤压比(热挤压前、后的横截面积之比)为6.25∶1。最终得到直径为20 mm的HEAp/AlSi12复合材料的棒材。

1.2 检测方法

在不同HEAp棒材上切取10 mm×10 mm×10 mm的小块，制备成金相试样，用D8-X射线衍射仪(X-ray diffraction,XRD)对试样进行物相分析。试验条件：辐射Cu靶，电压40 kV，电流40 mA，LynxEye固体探测器，扫描角度为20°～100°，扫描速度为3°/min。用JSM-IT100型扫描电子显微镜(scanning electron microscope,SEM)对复合材料进行组织观察分析；用 JSM-2100型高分辨透射电镜(transmission electron microscope,TEM)对试样进行微观组织和相结构分析。TEM样品制备方法：用钼丝切割机从试样上切取0.3 mm 厚的薄片机械减薄至50 μm，然后用专用冲子冲出直径为3 mm的薄片，用Gatan 691型离子减薄仪进行最终减薄。

图1 拉伸试样尺寸

用HVS-1000A 型维氏硬度计测量试样的显微硬度，载荷为1 000 gf，保压时间10 s，测5个点取平均值。用津岛AG-1250KN型精密万能试验机对复合材料的室温拉伸性能进行测试，拉伸试样尺寸如图1所示，拉伸速率为1 mm/min，每组拉3根试样取平均值。

2 试验结果与分析

2.1 原始粉末形态、结构分析

图2a和图2b分别为AlSi12、HEA原始粉末的扫描电子显微图像，由图2a和图2b可以看出：AlSi12粉末和HEA粉末均为完整的球体，AlSi12粉末的粒径要明显大于HEA粉末。图2c和图2d分别为AlSi12、HEA粉末的XRD图谱，对图2c中AlSi12粉体的XRD图谱标定可知，粉体由两相组成，分别为面心立方Al相和金刚石立方Si相；对图2d中HEA粉末的XRD图谱标定可知，粉体为单一相，即单胞参数为a=0.287 nm的体心立方相。由图2c和图2d可以看出：HEA的(110)中、(200)、(211)分别与Al的(200)、(220)、(222)基本重合。

2.2 复合材料的SEM分析

图3为不同体积分数HEAp的HEAp/AlSi12复合材料的SEM图像。图3a为未加入HEAp(0%)的AlSi12合金的SEM图像，从图3a可以清楚地看出：颗粒细小的Si相均匀分布在沿挤压方向拉长的基体Al中。图3b～图3f为HEAp体积分数1%～10% HEAp/AlSi12复合材料的SEM像，图中的球形大颗粒为HEAp相，细小不规则的颗粒为Si相。加入的HEAp相均匀地分布于复合材料中，并且随着HEAp体积分数的增加，基体Al晶粒逐渐细化，而Si颗粒大小没有明显的变化。图3a、图3b和图3d试样为平行于热挤压挤出方向的SEM像，HEAp分布在沿挤压方向拉长的基体晶粒中。图3c、图3e和图3f为垂直于热挤压挤出方向的SEM像，基体晶粒呈现等轴晶形态。另外，从平行于挤压方向或者是垂直于挤压方向的SEM像上可见：HEAp未发生变形。

2.3 复合材料的XRD分析

图4为加入不同体积分数HEAp的HEAp/AlSi12复合材料的XRD图谱，经过标定可知，未加入HEAp(0%)试样存在体心立方的Al相、金刚石立方的Si相；不同体积分数HEAp的复合材料中仍为Al相、Si相的衍射峰，未见HEA相峰的原因为HEA的(110)、(200)、(211)衍射峰分别与Al的(200)、(220)、(222)基本重合。与原始粉末的XRD图谱(见图2c)相比，HEAp体积分数为0%、1%、5% HEAp/AlSi12复合材料中Al的(220)面与HEAp体积分数为3%、7%、10% HEAp/AlSi12复合材料中Al的(111)面所对应的峰强度都有所升高，是在热挤压过程中Al基体产生了择优取向，导致晶面的强度升高。

2.4 复合材料中HEAp/Al界面EDS分析

图4 不同体积分数HEAp的HEAp/AlSi12复合材料的XRD图谱

图5为HEAp体积分数为5%的HEAp/AlSi12复合材料中HEAp/Al界面的SEM图像和EDS分析。图5a为SEM图像和元素面扫描图，从图5a 的SEM像和与之对应的各元素面扫描图上可以看出：较细小的Si颗粒均匀分散于Al基体中；Co、Cr、Fe、Ni元素分布于HEAp上。图5b为图5a中白色方框标记区的放大像，分别对图中标记为1～7的点做了元素点分析，分析结果如表2所示。由表2可知：1～3点在HEAp上，主要为HEAp元素；4～7点在AlSi12基体，主要为Al元素以及少量Si元素。图5b为穿过HEAp与AlSi12基体界面的元素线扫描曲线图。由图5b可以看出：在HEAp与基体界面上没有出现明显的扩散层和反应层，在线扫描曲线上处于HEAp区域的各个元素强度始终为一个稳定的值，说明HEAp内部的元素分布没有出现明显的偏析。

2.5 复合材料的TEM分析

图6为HEAp体积分数为0%和5% HEAp/AlSi12这2种试样的TEM像，观察发现未加HEAp(0%)的试样(见图6a)α-Al基体晶粒与加入HEAp试样(见图6b)的晶粒形状(由图6中白色曲线标记)没有明显的差别，平均尺寸随着HEAp的增加有所减小，并且都在微米量级；Si相基本都为具有光滑界面的小颗粒，分布在α-Al基体的体积分数晶内或者晶界上与基体结合良好。加入HEAp的试样(见图6b)，HEAp多呈球状，尺寸较大，球内存在较高密度位错。图6b中HEAp的EDS分析如表3所示，结果为HEAp的成分。观察多个HEAp与Al基体界面发现大都结合良好，界面上无微隙和夹杂。图6a中插图为Si的选区电子衍射花样；图6b中的插图分别为HEAp的选区电子衍射花样，标定表明其仍为体心立方结构，单胞参数为0.287 nm。

表2 图5b中不同位置的元素含量 %

表3 图6b中HEAp标记区域的EDS分析结果 %

2.6 复合材料的力学性能分析

图7 不同体积分数HEAp的HEAp/AlSi12复合材料的维氏硬度

图7为不同体积分数HEAp的HEAp/AlSi12复合材料的维氏硬度柱状图。由图7可以看出：HEAp体积分数为0%、1%、3%、5%、7%、10%的HEAp/AlSi12复合材料的硬度分别为65.7HV、67.1HV、68.4HV、70.9HV、72.0HV和72.9HV。随着增强体(HEAp)体积分数的增加，复合材料的硬度呈上升的趋势。其中HEAp体积分数为10%的HEAp/AlSi12复合材料的硬度值最大，与未加入HEAp(0%)的AlSi12合金相比提高了11.0%。文献[23]研究表明：AlCoCrFeNi(HEA)的铸态硬度值为543HV，远远高于AlSi12合金的硬度，所以随着增强体体积的增加，复合材料中的有效承载体增多，材料的硬度提高。

图8分别为不同体积分数HEAp的HEAp/AlSi12复合材料的室温拉伸应力-应变曲线和拉伸性能折线图。由图8a可以看出:试样的应力-应变曲线均没有明显的屈服点和缩颈变形阶段；HEAp体积分数≤7%时，随着体积分数的增加，塑性变形阶段延长，而屈服阶段没有明显的变化；体积分数为10%的试样，屈服点明显高于其他样品。从图8b可见：复合材料的抗拉强度随HEAP体积分数增加呈现上升的趋势；断后伸长率在HEAp体积分数小于7%时呈上升趋势，但当HEAp体积分数超过7%后急剧下降。其中，HEAp体积分数为10%的HEAp/AlSi12复合材料的抗拉强度为149 MPa，断后伸长率为3.6%，与未加入HEAp的AlSi12合金相比，复合材料的抗拉强度(130 MPa)提高了14.6%，断后伸长率(3.4%)也有所提高。在加入HEAp的5个试样中，HEAp体积分数为7% HEAp/AlSi12复合材料的断后伸长率最高为5.1%，与未加入HEAp的AlSi12合金的断后伸长率相比提高了47.5%，此体积分数下的HEAp较大地提高了复合材料的断后伸长率，而且还有相对较高的抗拉强度(142 MPa)，综合性能较好。

可见随着HEAp的加入，材料的强度、硬度和延伸率均有所提高，这是由于高熵合金颗粒在拉伸变形过程中不但自身起承载载荷作用还能阻碍基体位错的运动，起到强化的效果。

图9为不同体积分数HEAp的HEAp/AlSi12复合材料拉伸断口的SEM像。图9a为未加入HEAp(0%)的AlSi12合金断口形貌，从图9a中可以看出:断口主要由韧窝、撕裂棱、二次裂纹组成。图9b和图9c为加入HEAp试样的断口形貌，从图9b和图9c中可以看到:HEAp与基体的剥离、HEAp的断裂以及基体上有韧窝、撕裂棱、二次裂纹等。由图9可知:随着HEAp体积分数的增加，二次裂纹明显减少、韧窝数量明显增多，这与试样在力学性能上表现的塑性升高相对应(见图8b)。从图9中出现的增强体断裂和剥离现象可以说明HEAp作为增强体在断裂过程中承载了部分载荷，提高了复合材料的强度。

3 结论

(1)经过240 MPa冷压、450 ℃×0.5 h烧结、450 ℃热挤压后，成功制备出HEAp/AlSi12复合材料。该复合材料中的HEAp均匀分布在基体中，与基体Al界面结合良好，无微隙和夹杂，未见明显的反应层或扩散层。

(2)随着HEAp体积分数的增加，基体Al的平均晶粒尺寸有所减小，而Si的晶粒尺寸没有明显变化。

(3)加入HEAp的复合材料与未加入的相比，强度与硬度均有所升高，且随着HEAp体积分数的增加，复合材料的硬度升高，抗拉强度升高，而延伸率呈先升高后下降的趋势。其中，7%体积分数的复合材料断后伸长率为5.1%，维氏硬度和抗拉强度分别为72.0HV和142 MPa；10%HEAp的HEAp/AlSi12复合材料与≤7%的相比，维氏硬度和抗拉强度有所提高，分别为72.9HV和149 MPa，但伸长率下降较大，为3.6%。

(4)高熵合金的加入对复合材料的性能起到增强作用，经综合分析认为，本试验中HEAp体积分数为7%的HEAp/AlSi12复合材料的综合性能较好。